JPH0941058A - Ｎｉ基単結晶合金 - Google Patents
Ｎｉ基単結晶合金Info
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- JPH0941058A JPH0941058A JP7195493A JP19549395A JPH0941058A JP H0941058 A JPH0941058 A JP H0941058A JP 7195493 A JP7195493 A JP 7195493A JP 19549395 A JP19549395 A JP 19549395A JP H0941058 A JPH0941058 A JP H0941058A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高温強度に優れ、かつ溶体化処理が容易なＮ
ｉ基単結晶合金を提供する。 【解決手段】 重量百分率でＭｏ：8.0 〜11.5% ，Ｔ
ａ：4.5 〜6.5%，Ｒｅ：2.0 〜4.0%，Ａｌ：5.5 〜6.5
%，Ｔｉ：0.5 〜1.5%を含有し、残部がＮｉおよび不可
避不純物からなり、溶体化処理を１３００〜１３５０℃
で行い、引き続いて８５０〜１１００℃において時効処
理を行うことで、高温強度に優れ、かつ溶体化処理が容
易なＮｉ基単結晶合金を作製することができる。
ｉ基単結晶合金を提供する。 【解決手段】 重量百分率でＭｏ：8.0 〜11.5% ，Ｔ
ａ：4.5 〜6.5%，Ｒｅ：2.0 〜4.0%，Ａｌ：5.5 〜6.5
%，Ｔｉ：0.5 〜1.5%を含有し、残部がＮｉおよび不可
避不純物からなり、溶体化処理を１３００〜１３５０℃
で行い、引き続いて８５０〜１１００℃において時効処
理を行うことで、高温強度に優れ、かつ溶体化処理が容
易なＮｉ基単結晶合金を作製することができる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、航空機や発電用ガ
スタ−ビンのブレ−ドのように、高温下で高強度を要求
される耐熱合金に係り、特にＮｉ基単結晶合金に関する
ものである。
スタ−ビンのブレ−ドのように、高温下で高強度を要求
される耐熱合金に係り、特にＮｉ基単結晶合金に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】γ′析出強化型のＮｉ基合金は、航空機
や発電用ガスタ−ビンのブレ−ドのように、高温下で高
強度を要求される超耐熱合金として多用されている。
や発電用ガスタ−ビンのブレ−ドのように、高温下で高
強度を要求される超耐熱合金として多用されている。
【０００３】図２は、γ′（Ｎｉ3 Ａｌ）に第３元素
（Ｃ）を添加したときの固溶挙動を示している。
（Ｃ）を添加したときの固溶挙動を示している。
【０００４】Ｎｉ基合金が超耐熱合金の主流となってい
る理由は、まず第１にＮｉが多種類の元素を固溶し得る
ことであり、第２には図２に示すように、析出強化相で
あるγ′（Ｎｉ3 Ａｌ）もまた多種類の元素を固溶し、
しかもこのγ′は高温においても長時間比較的安定に微
細に保たれるためである。γ′は強さが温度の上昇と共
に増大する（正の温度依存性）という普通の金属・合金
には見出せない特異な性質を持っており、この相の析出
強化がＮｉ基耐熱合金の基本となっている。
る理由は、まず第１にＮｉが多種類の元素を固溶し得る
ことであり、第２には図２に示すように、析出強化相で
あるγ′（Ｎｉ3 Ａｌ）もまた多種類の元素を固溶し、
しかもこのγ′は高温においても長時間比較的安定に微
細に保たれるためである。γ′は強さが温度の上昇と共
に増大する（正の温度依存性）という普通の金属・合金
には見出せない特異な性質を持っており、この相の析出
強化がＮｉ基耐熱合金の基本となっている。
【０００５】図２において、ＣｏのようにＮｉ3 Ａｌの
Ｎｉサイトに置換する元素、Ｔｉ，Ｔａ，Ｍｏのように
Ａｌサイトに置換するもの、Ｃｒのように両サイトに置
換するものと固溶の仕方も様々であり、γ′析出強化型
Ｎｉ基合金の高温強さを支配する因子は、γやγ′の強
さと共に、γマトリックス中に整合性を保って析出する
γ′の量・寸法・ミスフィット（格子定数の差）等であ
る。つまり、Ｎｉ基耐熱合金の性能向上の歴史は、添加
元素の種類と量をかえることであったともいえる。
Ｎｉサイトに置換する元素、Ｔｉ，Ｔａ，Ｍｏのように
Ａｌサイトに置換するもの、Ｃｒのように両サイトに置
換するものと固溶の仕方も様々であり、γ′析出強化型
Ｎｉ基合金の高温強さを支配する因子は、γやγ′の強
さと共に、γマトリックス中に整合性を保って析出する
γ′の量・寸法・ミスフィット（格子定数の差）等であ
る。つまり、Ｎｉ基耐熱合金の性能向上の歴史は、添加
元素の種類と量をかえることであったともいえる。
【０００６】Ｎｉ基単結晶合金の強化の主要点は、γ′
相（Ｎｉ3 Ａｌ）による析出強化と母相であるγ相の固
溶強化である。
相（Ｎｉ3 Ａｌ）による析出強化と母相であるγ相の固
溶強化である。
【０００７】γ′相による析出強化については、γ′相
の体積量は、既存のＮｉ基単結晶合金の場合でも６０〜
６５％に達しており、これ以上の体積量にしても、粗大
な共晶γ′相の析出等により、強度は横這いもしくは低
下するため、析出強化による強度向上は限界にきてい
る。
の体積量は、既存のＮｉ基単結晶合金の場合でも６０〜
６５％に達しており、これ以上の体積量にしても、粗大
な共晶γ′相の析出等により、強度は横這いもしくは低
下するため、析出強化による強度向上は限界にきてい
る。
【０００８】一方、γ相の固溶強化については、有害相
（α，μ，σ等）の析出を抑えながらγ相の強化に有効
な元素の添加によって、まだまだ強度向上の余地がある
と思われる。
（α，μ，σ等）の析出を抑えながらγ相の強化に有効
な元素の添加によって、まだまだ強度向上の余地がある
と思われる。
【０００９】これまでに開発された代表的な既存のＮｉ
基単結晶合金を表１に示す。
基単結晶合金を表１に示す。
【００１０】
【表１】
【００１１】表１は、各Ｎｉ基単結晶合金の化学組成お
よび熱処理条件も併記している。
よび熱処理条件も併記している。
【００１２】表１に示すように、Ａｌｌｏｙ４５４（Un
ited Technology 製）、ＣＭＳＸ−２（Cannon-Muskego
n 製）は第１世代と呼ばれるＮｉ基単結晶合金で、Ａｌ
ｌｏｙ４５４の化学組成はｗｔ％で、Ｃｏ：5.0 ，Ｃ
ｒ：10.0，Ａｌ：5.0 ，Ｔｉ：1.5 ，Ｔａ：12.0，Ｗ：
9.0 ，残部がＮｉおよび不可避不純物からなり、熱処理
条件は１３１６℃で３ｈｒ保持した後に急冷し、次に９
８２℃で５ｈｒ保持した後に急冷し、最後に８７１℃で
２０ｈｒ空冷したものである。ＣＭＳＸ−２の化学組成
はｗｔ％でＣｏ：4.6 ，Ｃｒ：7.8 ，Ａｌ：5.6 ，Ｔ
ｉ：1.0 ，Ｔａ：6.0 ，Ｗ：8.0 ，Ｍｏ：0.5 ，残部が
Ｎｉおよび不可避不純物からなり、熱処理条件は１２８
８℃で４ｈｒ保持した後に急冷し、次に１０８０℃で４
ｈｒ保持した後に急冷し、最後に８７１℃で２０ｈｒ空
冷したものである。
ited Technology 製）、ＣＭＳＸ−２（Cannon-Muskego
n 製）は第１世代と呼ばれるＮｉ基単結晶合金で、Ａｌ
ｌｏｙ４５４の化学組成はｗｔ％で、Ｃｏ：5.0 ，Ｃ
ｒ：10.0，Ａｌ：5.0 ，Ｔｉ：1.5 ，Ｔａ：12.0，Ｗ：
9.0 ，残部がＮｉおよび不可避不純物からなり、熱処理
条件は１３１６℃で３ｈｒ保持した後に急冷し、次に９
８２℃で５ｈｒ保持した後に急冷し、最後に８７１℃で
２０ｈｒ空冷したものである。ＣＭＳＸ−２の化学組成
はｗｔ％でＣｏ：4.6 ，Ｃｒ：7.8 ，Ａｌ：5.6 ，Ｔ
ｉ：1.0 ，Ｔａ：6.0 ，Ｗ：8.0 ，Ｍｏ：0.5 ，残部が
Ｎｉおよび不可避不純物からなり、熱処理条件は１２８
８℃で４ｈｒ保持した後に急冷し、次に１０８０℃で４
ｈｒ保持した後に急冷し、最後に８７１℃で２０ｈｒ空
冷したものである。
【００１３】ＣＭＳＸ−４は第２世代と呼ばれるＮｉ基
単結晶合金で、その化学組成はｗｔ％で、Ｃｏ：9.6 ，
Ｃｒ：6.5 ，Ａｌ：5.6 ，Ｔｉ：1.0 ，Ｔａ：6.5 ，
Ｗ：6.4 ，Ｍｏ：0.6 ，Ｒｅ：3.0 ，Ｈｆ：0.1 ，残部
がＮｉおよび不可避不純物からなり、熱処理条件は１２
７７℃で２ｈｒ保持した後、１２８８℃で２ｈｒ保持し
た後、１２９６℃で３ｈｒ保持した後、１３０４℃で３
ｈｒ保持した後、１３１３℃で２ｈｒ保持した後、１３
１６℃で２ｈｒ保持した後、１０８０℃で４ｈｒ保持し
た後に急冷し、最後に８７０℃で２０ｈｒ空冷したもの
である。
単結晶合金で、その化学組成はｗｔ％で、Ｃｏ：9.6 ，
Ｃｒ：6.5 ，Ａｌ：5.6 ，Ｔｉ：1.0 ，Ｔａ：6.5 ，
Ｗ：6.4 ，Ｍｏ：0.6 ，Ｒｅ：3.0 ，Ｈｆ：0.1 ，残部
がＮｉおよび不可避不純物からなり、熱処理条件は１２
７７℃で２ｈｒ保持した後、１２８８℃で２ｈｒ保持し
た後、１２９６℃で３ｈｒ保持した後、１３０４℃で３
ｈｒ保持した後、１３１３℃で２ｈｒ保持した後、１３
１６℃で２ｈｒ保持した後、１０８０℃で４ｈｒ保持し
た後に急冷し、最後に８７０℃で２０ｈｒ空冷したもの
である。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ａｌｌ
ｏｙ４５４においては、Ｔａ量が過大なため、共晶γ′
が多量に析出し、固溶化処理後も共晶γ′が残留し、高
温強度を低くしている。ＣＭＳＸ−２は、固溶強化に寄
与するＷ，Ｍｏ，Ｔａ量が少ないため、十分な強度を発
揮していない。
ｏｙ４５４においては、Ｔａ量が過大なため、共晶γ′
が多量に析出し、固溶化処理後も共晶γ′が残留し、高
温強度を低くしている。ＣＭＳＸ−２は、固溶強化に寄
与するＷ，Ｍｏ，Ｔａ量が少ないため、十分な強度を発
揮していない。
【００１５】この様に、第１世代のＮｉ基単結晶合金は
強度的に不足していたため、第２世代のＮｉ基単結晶合
金が開発された。
強度的に不足していたため、第２世代のＮｉ基単結晶合
金が開発された。
【００１６】ＣＭＳＸ−４は高温強度の改善を指向した
合金で、強度的には優れているが、表１に示すように添
加元素の組み合わせが複雑であり、また、Ｗ，Ｒｅの均
質化（デンドライト模様の消失と共晶γ′の固溶）のた
めに、６段階にも上る溶体化処理を必要とし、温度勾配
条件も細かく規定されるため、作製が容易ではない。
合金で、強度的には優れているが、表１に示すように添
加元素の組み合わせが複雑であり、また、Ｗ，Ｒｅの均
質化（デンドライト模様の消失と共晶γ′の固溶）のた
めに、６段階にも上る溶体化処理を必要とし、温度勾配
条件も細かく規定されるため、作製が容易ではない。
【００１７】この様に、第２世代のＮｉ基単結晶合金に
は一長一短があるが、高温強度を図るには、均質性は悪
いが高温強度に特に優れたＲｅを排除することができな
い。
は一長一短があるが、高温強度を図るには、均質性は悪
いが高温強度に特に優れたＲｅを排除することができな
い。
【００１８】本発明者等の研究によると、Ｒｅを排除せ
ずに溶体化処理を容易にするためには、Ｃｒ，Ｃｏを排
除することが良いと判明した。
ずに溶体化処理を容易にするためには、Ｃｒ，Ｃｏを排
除することが良いと判明した。
【００１９】本発明の目的は、上記課題を解決し、高温
強度に優れ、かつ溶体化処理が容易なＮｉ基単結晶合金
を提供することにある。
強度に優れ、かつ溶体化処理が容易なＮｉ基単結晶合金
を提供することにある。
【００２０】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に請求項１の発明は、重量百分率でＭｏ：8.0 〜11.5%
，Ｔａ：4.5 〜6.5%，Ｒｅ：2.0 〜4.0%，Ａｌ：5.5
〜6.5%，Ｔｉ：0.5 〜1.5%を含有し、残部がＮｉおよび
不可避不純物からなり、溶体化処理を１３００〜１３５
０℃で行い、引き続いて８５０〜１１００℃において時
効処理を行うこものである。
に請求項１の発明は、重量百分率でＭｏ：8.0 〜11.5%
，Ｔａ：4.5 〜6.5%，Ｒｅ：2.0 〜4.0%，Ａｌ：5.5
〜6.5%，Ｔｉ：0.5 〜1.5%を含有し、残部がＮｉおよび
不可避不純物からなり、溶体化処理を１３００〜１３５
０℃で行い、引き続いて８５０〜１１００℃において時
効処理を行うこものである。
【００２１】
【発明の実施の形態】本発明に係るＮｉ基単結晶合金の
特徴は、Ｔｉ，Ｔａ，ＭｏのようにＡｌサイトに置換す
る元素のみを添加しＣｒ，Ｃｏを添加しないことによっ
て、その分、固溶強化に寄与し、かつＣｒよりも高温強
度に優れたＭｏの添加量を増すことができ、高温強度を
維持したまま溶体化処理を容易にしたことにある。
特徴は、Ｔｉ，Ｔａ，ＭｏのようにＡｌサイトに置換す
る元素のみを添加しＣｒ，Ｃｏを添加しないことによっ
て、その分、固溶強化に寄与し、かつＣｒよりも高温強
度に優れたＭｏの添加量を増すことができ、高温強度を
維持したまま溶体化処理を容易にしたことにある。
【００２２】Ａｌサイトに置換する元素、すなわち、同
じような固溶を示す元素のみを添加するのは、溶体化処
理が容易になると思われるからである。
じような固溶を示す元素のみを添加するのは、溶体化処
理が容易になると思われるからである。
【００２３】また、添加元素の内、Ｗ，Ｒｅは均質性が
悪く、溶体化処理を煩雑にする元素であるが、Ｒｅは耐
火金属（Refractory Metals ）の中でも、高温で優れた
引張強さ（１０００℃で約５８０ＭＰａ）を有するため
に、既存のＮｉ基単結晶合金（第２世代）と同程度を添
加することにしたが、Ｗは高温での引張強さ（１０００
℃で約２３０ＭＰａ）があまり良好でないため排除する
ことにした。
悪く、溶体化処理を煩雑にする元素であるが、Ｒｅは耐
火金属（Refractory Metals ）の中でも、高温で優れた
引張強さ（１０００℃で約５８０ＭＰａ）を有するため
に、既存のＮｉ基単結晶合金（第２世代）と同程度を添
加することにしたが、Ｗは高温での引張強さ（１０００
℃で約２３０ＭＰａ）があまり良好でないため排除する
ことにした。
【００２４】上記の構成によれば、Ｎｉ基単結晶合金に
添加する元素を単純化し、γ相の強化にさほど寄与せ
ず、しかもγ相への固溶が支配的であるＣｒを添加しな
いことで、γ相の強化に寄与するＭｏ，Ｔａ，Ｒｅが、
固溶範囲内で過大・過少とならないように多量に添加で
き、また、Ｃｒを添加しないことに伴う耐食性の低下
は、Ｒｅ，Ｔｉの添加により抑制するため、既存のＮｉ
基単結晶合金の特性を損なうことなく、高温強度に優
れ、かつ溶体化処理が容易なＮｉ基単結晶合金を作製す
ることができる。
添加する元素を単純化し、γ相の強化にさほど寄与せ
ず、しかもγ相への固溶が支配的であるＣｒを添加しな
いことで、γ相の強化に寄与するＭｏ，Ｔａ，Ｒｅが、
固溶範囲内で過大・過少とならないように多量に添加で
き、また、Ｃｒを添加しないことに伴う耐食性の低下
は、Ｒｅ，Ｔｉの添加により抑制するため、既存のＮｉ
基単結晶合金の特性を損なうことなく、高温強度に優
れ、かつ溶体化処理が容易なＮｉ基単結晶合金を作製す
ることができる。
【００２５】本発明に係るＮｉ基単結晶合金の組成範囲
の限定は、以下の理由による。
の限定は、以下の理由による。
【００２６】Ｍｏは固溶強化に有効な元素である。Ｍｏ
添加量が１１．５％を超えるとα相等の有害相が析出
し、８．０％未満だと強度的に有効でなくなる。
添加量が１１．５％を超えるとα相等の有害相が析出
し、８．０％未満だと強度的に有効でなくなる。
【００２７】ＲｅはＭｏと同様に固溶強化に有効であ
る。Ｒｅの添加量が２．０％未満だと固溶強化の効果が
なく、４．０％を超えると固溶量を上回ってしまう。ま
た、Ｒｅは耐食性、高温強度の向上にも寄与する。Ｍｏ
の添加量を減少させることによりＲｅの添加量の増加は
可能であるが、Ｒｅは高価な金属元素であるため、４．
０％を超えることは好ましくない。
る。Ｒｅの添加量が２．０％未満だと固溶強化の効果が
なく、４．０％を超えると固溶量を上回ってしまう。ま
た、Ｒｅは耐食性、高温強度の向上にも寄与する。Ｍｏ
の添加量を減少させることによりＲｅの添加量の増加は
可能であるが、Ｒｅは高価な金属元素であるため、４．
０％を超えることは好ましくない。
【００２８】Ｔａはγ′相の体積量を増加させると共に
固溶強化にも寄与する。Ｔａの添加量が６．５％を超え
ると共晶γ′相が過大となり、４．５％未満だとγ′相
の体積量が過少となり析出強化に寄与しなくなる。
固溶強化にも寄与する。Ｔａの添加量が６．５％を超え
ると共晶γ′相が過大となり、４．５％未満だとγ′相
の体積量が過少となり析出強化に寄与しなくなる。
【００２９】Ａｌはγ′相を生成させるために必要な元
素である。Ａｌの添加量が６．５％を超えると共晶γ′
相が過大となり、５．５％未満だとγ′相の体積量が過
少となり析出強化に寄与しなくなる。
素である。Ａｌの添加量が６．５％を超えると共晶γ′
相が過大となり、５．５％未満だとγ′相の体積量が過
少となり析出強化に寄与しなくなる。
【００３０】ＴｉもＡｌと同様な効果を持ち、Ｔｉの添
加量が０．５〜１．５％の範囲内で耐食性の向上に寄与
する。
加量が０．５〜１．５％の範囲内で耐食性の向上に寄与
する。
【００３１】以下、本発明の好適実施の形態を添付図面
に基づいて詳しく説明する。
に基づいて詳しく説明する。
【００３２】本発明者等は、化学組成の異なる本発明の
Ｎｉ基単結晶合金の試験材を一方向凝固法によって作製
し、熱処理を施した後に特性試験を実施した。
Ｎｉ基単結晶合金の試験材を一方向凝固法によって作製
し、熱処理を施した後に特性試験を実施した。
【００３３】表２は、試験に供した各試験材の化学組成
の一例を示している。
の一例を示している。
【００３４】
【表２】
【００３５】表２は、各試験材の熱処理条件も併記して
いる。
いる。
【００３６】表２において、ＮＡ−１の化学組成はｗｔ
％で、Ｍｏ：１１．１，Ｒｅ：３．９，Ｔａ：５．２，
Ｔｉ：１．０，Ａｌ：５．９，残部がＮｉおよび不可避
不純物からなるものである。ＮＡ−２の化学組成はｗｔ
％で、Ｍｏ：１０．１，Ｒｅ：４．０，Ｔａ：５．２，
Ｔｉ：１．０，Ａｌ：５．９，残部がＮｉおよび不可避
不純物からなるものである。ＮＡ−３の化学組成はｗｔ
％で、Ｍｏ：１０．３，Ｒｅ：３．０，Ｔａ：５．２，
Ｔｉ：１．１，Ａｌ：５．８，残部がＮｉおよび不可避
不純物からなるものである。
％で、Ｍｏ：１１．１，Ｒｅ：３．９，Ｔａ：５．２，
Ｔｉ：１．０，Ａｌ：５．９，残部がＮｉおよび不可避
不純物からなるものである。ＮＡ−２の化学組成はｗｔ
％で、Ｍｏ：１０．１，Ｒｅ：４．０，Ｔａ：５．２，
Ｔｉ：１．０，Ａｌ：５．９，残部がＮｉおよび不可避
不純物からなるものである。ＮＡ−３の化学組成はｗｔ
％で、Ｍｏ：１０．３，Ｒｅ：３．０，Ｔａ：５．２，
Ｔｉ：１．１，Ａｌ：５．８，残部がＮｉおよび不可避
不純物からなるものである。
【００３７】ＮＡ−１の熱処理条件は、１３２０℃で４
ｈｒ保持した後に急冷し、次に１０８０℃で２ｈｒ保持
した後に急冷し、最後に８７０℃で２０ｈｒ空冷するも
のである。ＮＡ−２およびＮＡ−３の熱処理条件は、１
３００℃で４ｈｒ保持した後に急冷し、次に１０８０℃
で２ｈｒ保持した後に急冷し、最後に８７０℃で２０ｈ
ｒ空冷するものである。
ｈｒ保持した後に急冷し、次に１０８０℃で２ｈｒ保持
した後に急冷し、最後に８７０℃で２０ｈｒ空冷するも
のである。ＮＡ−２およびＮＡ−３の熱処理条件は、１
３００℃で４ｈｒ保持した後に急冷し、次に１０８０℃
で２ｈｒ保持した後に急冷し、最後に８７０℃で２０ｈ
ｒ空冷するものである。
【００３８】表３および表４は、特性試験の結果の一例
である。
である。
【００３９】
【表３】
【００４０】表３は、表２に示した本実施例（ＮＡ−
１、ＮＡ−２、ＮＡ−３）、表１に示した比較例１（第
１世代合金であるＡｌｌｏｙ４５４、ＣＭＳＸ−２）、
同じく表１に示した比較例２（第２世代合金であるＣＭ
ＳＸ−４）における、高温引張試験（９００℃における
０．２％耐力、引張強さ、破断伸び、破断絞り）の結果
を示している。
１、ＮＡ−２、ＮＡ−３）、表１に示した比較例１（第
１世代合金であるＡｌｌｏｙ４５４、ＣＭＳＸ−２）、
同じく表１に示した比較例２（第２世代合金であるＣＭ
ＳＸ−４）における、高温引張試験（９００℃における
０．２％耐力、引張強さ、破断伸び、破断絞り）の結果
を示している。
【００４１】表３に示すように、本実施例の高温引張特
性は、比較例１よりかなり優れているのは勿論のこと、
比較例２と比べてみても、ＮＡ−３における破断伸びが
やや劣る程度で、ほとんど同等もしくはそれ以上であ
る。
性は、比較例１よりかなり優れているのは勿論のこと、
比較例２と比べてみても、ＮＡ−３における破断伸びが
やや劣る程度で、ほとんど同等もしくはそれ以上であ
る。
【００４２】
【表４】
【００４３】表４は、表２に示した本実施例（ＮＡ−
１、ＮＡ−２、ＮＡ−３）、表１に示した比較例１（第
１世代合金であるＡｌｌｏｙ４５４、ＣＭＳＸ−２）、
同じく表１に示した比較例２（第２世代合金であるＣＭ
ＳＸ−４）における、高温クリ−プ強度試験（９００
℃，４００ＭＰａ、１０５０℃，１６０ＭＰａそれぞれ
におけるクリ−プ破断寿命、伸び、絞り）の結果を示し
ている。
１、ＮＡ−２、ＮＡ−３）、表１に示した比較例１（第
１世代合金であるＡｌｌｏｙ４５４、ＣＭＳＸ−２）、
同じく表１に示した比較例２（第２世代合金であるＣＭ
ＳＸ−４）における、高温クリ−プ強度試験（９００
℃，４００ＭＰａ、１０５０℃，１６０ＭＰａそれぞれ
におけるクリ−プ破断寿命、伸び、絞り）の結果を示し
ている。
【００４４】表４に示すように、９００℃，４００ＭＰ
ａにおける本実施例の高温クリ−プ強度は、本実施例の
ＮＡ−３が比較例１より優れており、比較例２とは特性
的にほぼ同程度である。しかし、より高温の１０５０
℃，１６０ＭＰａにおいては、本実施例が比較例１より
かなり優れているのは勿論のこと、比較例２と比べてみ
ても、ＮＡ−１における伸びと絞りがやや劣る程度で、
ほとんど同等もしくはそれ以上と優れた特性を示す。
ａにおける本実施例の高温クリ−プ強度は、本実施例の
ＮＡ−３が比較例１より優れており、比較例２とは特性
的にほぼ同程度である。しかし、より高温の１０５０
℃，１６０ＭＰａにおいては、本実施例が比較例１より
かなり優れているのは勿論のこと、比較例２と比べてみ
ても、ＮＡ−１における伸びと絞りがやや劣る程度で、
ほとんど同等もしくはそれ以上と優れた特性を示す。
【００４５】本発明のＮｉ基単結晶合金は、耐火金属で
あるＭｏの添加量を既存のＮｉ基単結晶合金よりも大幅
に増加させたため、特に高温側においてのクリ−プ強度
に優れた特性を示す結果となった。
あるＭｏの添加量を既存のＮｉ基単結晶合金よりも大幅
に増加させたため、特に高温側においてのクリ−プ強度
に優れた特性を示す結果となった。
【００４６】次に本発明の他の実施例を示す。
【００４７】図１は大気中における酸化試験結果を示し
ている。酸化試験は１１００℃の大気中雰囲気で２００
ｈｒ行った。図１における上側の棒グラフは酸素浸透層
の厚さ（μｍ）を、下側の棒グラフは重量の減少（ｍｇ
／ｃｍ2 ）を示している。
ている。酸化試験は１１００℃の大気中雰囲気で２００
ｈｒ行った。図１における上側の棒グラフは酸素浸透層
の厚さ（μｍ）を、下側の棒グラフは重量の減少（ｍｇ
／ｃｍ2 ）を示している。
【００４８】図１（Ａ）、（Ｂ）に示すように、本発明
のＮｉ基単結晶合金（Ｂ）の耐酸化性は、Ｃｒを添加し
ていないために、Ｃｒを添加したＮｉ基単結晶合金
（Ａ）に比べてやや劣っているが、それ程大きな差異は
ない。
のＮｉ基単結晶合金（Ｂ）の耐酸化性は、Ｃｒを添加し
ていないために、Ｃｒを添加したＮｉ基単結晶合金
（Ａ）に比べてやや劣っているが、それ程大きな差異は
ない。
【００４９】しかし、耐酸化性が強く要求される場合に
おいては、本発明のＮｉ基単結晶合金は、耐酸化性を向
上させるためにＹを添加している。ＹはＯ2 との結合が
強いために、合金中に１００〜３００ｐｐｍ含有される
ことにより耐酸化性の向上に寄与するが、歩留りが約１
／１０と悪いため、０．１〜０．３ｗｔ％添加する。Ｙ
の添加はＹ単体の他、Ｎｉ−Ｙ等の母合金であってもよ
い。
おいては、本発明のＮｉ基単結晶合金は、耐酸化性を向
上させるためにＹを添加している。ＹはＯ2 との結合が
強いために、合金中に１００〜３００ｐｐｍ含有される
ことにより耐酸化性の向上に寄与するが、歩留りが約１
／１０と悪いため、０．１〜０．３ｗｔ％添加する。Ｙ
の添加はＹ単体の他、Ｎｉ−Ｙ等の母合金であってもよ
い。
【００５０】図１（Ａ）、（Ｃ）に示すように、Ｙを添
加することでＣｒを添加しないＮｉ基単結晶合金（Ｃ）
においても、Ｃｒを添加したＮｉ基単結晶合金（Ａ）と
同等の耐酸化性を有するようになる。
加することでＣｒを添加しないＮｉ基単結晶合金（Ｃ）
においても、Ｃｒを添加したＮｉ基単結晶合金（Ａ）と
同等の耐酸化性を有するようになる。
【００５１】
【発明の効果】以上述べたように、本発明に係るＮｉ基
単結晶合金は、次のような優れた効果を発揮する。
単結晶合金は、次のような優れた効果を発揮する。
【００５２】（１） 一方向凝固法によって単結晶試料
を作製した後に熱処理を施して、既存合金と同一条件下
で高温引張試験および高温クリープ強度試験の特性比較
を行った。その結果、本実施例のＮｉ基単結晶合金の高
温における特性は、第１世代合金よりも優れており、第
２世代合金とほぼ同等かそれ以上に優れていた。
を作製した後に熱処理を施して、既存合金と同一条件下
で高温引張試験および高温クリープ強度試験の特性比較
を行った。その結果、本実施例のＮｉ基単結晶合金の高
温における特性は、第１世代合金よりも優れており、第
２世代合金とほぼ同等かそれ以上に優れていた。
【００５３】（２） 本実施例のＮｉ基単結晶合金は、
１３００〜１３５０℃の高温において部分溶融（Incipi
ent Melting ）を生ずることなく、溶体化処理が容易で
あった。また、８５０〜１１００℃における時効処理に
より、γ′の微細析出が可能であった。
１３００〜１３５０℃の高温において部分溶融（Incipi
ent Melting ）を生ずることなく、溶体化処理が容易で
あった。また、８５０〜１１００℃における時効処理に
より、γ′の微細析出が可能であった。
【００５４】（３） 本実施例のＮｉ基単結晶合金は、
高温強度を指向するために耐酸化性の優れたＣｒを添加
していないが、ＲｅやＴａの添加により既存合金と比較
して高温酸化特性はやや劣るものの大きな差異はなかっ
た。また、実用的にはコーティング処理を施して用いる
ため全然問題にはならない。
高温強度を指向するために耐酸化性の優れたＣｒを添加
していないが、ＲｅやＴａの添加により既存合金と比較
して高温酸化特性はやや劣るものの大きな差異はなかっ
た。また、実用的にはコーティング処理を施して用いる
ため全然問題にはならない。
【００５５】（４） 本実施例のＮｉ基単結晶合金は、
Ｍｏ、Ｒｅ、Ｔａといった固溶強化元素の添加量の合計
値に上限を設けているため、長時間加熱後も有害相の析
出は認められなかった。
Ｍｏ、Ｒｅ、Ｔａといった固溶強化元素の添加量の合計
値に上限を設けているため、長時間加熱後も有害相の析
出は認められなかった。
【００５６】（５） 本実施例のＮｉ基単結晶合金は、
主にＭｏを固溶強化元素として添加しているため、比強
度（強度を密度で除した値）に優れている。
主にＭｏを固溶強化元素として添加しているため、比強
度（強度を密度で除した値）に優れている。
【００５７】（６） 本実施例のＮｉ基単結晶合金は鋳
造性も良好であるため、複雑形状部材であるタービン動
翼に用いても単結晶化が可能である。
造性も良好であるため、複雑形状部材であるタービン動
翼に用いても単結晶化が可能である。
【図１】本実施例の大気中における酸化試験結果を示す
図である。
図である。
【図２】本発明の析出相であるγ′に、第３元素を添加
したときの固溶挙動を示す図である。
したときの固溶挙動を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 太田 芳雄 東京都江東区豊洲三丁目１番15号 石川島 播磨重工業株式会社技術研究所内 (72)発明者 大井 成人 東京都田無市向台町三丁目５番１号 石川 島播磨重工業株式会社田無工場内 (72)発明者 服部 博 東京都田無市向台町三丁目５番１号 石川 島播磨重工業株式会社田無工場内
Claims (1)
- 【請求項１】 重量百分率でＭｏ：8.0 〜11.5% ，Ｔ
ａ：4.5 〜6.5%，Ｒｅ：2.0 〜4.0%，Ａｌ：5.5 〜6.5
%，Ｔｉ：0.5 〜1.5%を含有し、残部がＮｉおよび不可
避不純物からなり、溶体化処理を１３００〜１３５０℃
で行い、引き続いて８５０〜１１００℃において時効処
理を行うことを特徴とするＮｉ基単結晶合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7195493A JPH0941058A (ja) | 1995-07-31 | 1995-07-31 | Ｎｉ基単結晶合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7195493A JPH0941058A (ja) | 1995-07-31 | 1995-07-31 | Ｎｉ基単結晶合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0941058A true JPH0941058A (ja) | 1997-02-10 |
Family
ID=16342010
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7195493A Pending JPH0941058A (ja) | 1995-07-31 | 1995-07-31 | Ｎｉ基単結晶合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0941058A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104975248A (zh) * | 2015-06-30 | 2015-10-14 | 西北工业大学 | 一种第三代镍基单晶高温合金的固溶处理方法 |
-
1995
- 1995-07-31 JP JP7195493A patent/JPH0941058A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104975248A (zh) * | 2015-06-30 | 2015-10-14 | 西北工业大学 | 一种第三代镍基单晶高温合金的固溶处理方法 |
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